JPH02250919A - 希土類元素―遷移元素―ｂ系磁石の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は配向性の優れた合金組織を有する希土類元素−
遷移元素−Ｂ系磁石の製造方法に関し、詳細には希土類
元素含有合金材料から形成される鋳塊を金属カプセル内
に封入して熱間圧延を行なうに当たり、圧延非定常部を
見込んで金属カプセルを設計することによりことにより
、磁気特性の優れた永久磁石を経済的に製造する方法に
関するものである。

［従来の技術］ フェライト磁石およびアルニコ磁石に次ぐ第３の永久磁
石として、希土類磁石が注目を集めている。この希土類
磁石は電気製品や精密機器類の小型化や高精度化に寄与
し得る優れた磁気的性能を有することが期待され、研究
面および生産面の双方で活発な進展を見せている。

中でも近年特に期待されているのは希土類元素−１穆元
素−Ｂ系例えばＮｄ−Ｆｅ−ＢやＰｒ−Ｆｅ−Ｂ等の永
久磁石であり、最近に至ってＣｕやＡｇを第４番目の構
成元素とすることや、それ以外に更に他の微量添加元素
を加えることも検討されている。本発明の対象とする永
久磁石組成はそれら全てのケースを含みその詳細につい
ては後述するが、以下の説明においては希土類元素−１
穆元素−Ｂ系（以下ＲＥ−ＴＭ−Ｂ系磁石と略称する）
の３元系磁石を便宜上代表的に取上げて述べることとす
る。

ＲＥ−ＴＭ−Ｂ系磁石の製造方法としては、当初衣の三
方法が検討された。

第１の方法は焼結法であるが、この方法には、■焼結工
程に先立って合金の粉末化処理が必要であること、■粉
末状となりて酸化を受は易くなり、焼結体中に持込まれ
る酸素が磁気的性能に悪影響を与えること、■焼結時に
添加される成形助剤に基づく炭素分の混入によって磁気
的性能〃低下すること、■焼結前の生成形体は低強度で
あり、ハンドリング性が悪いこと、といった幾つかの欠
点がある為、ＲＥ−ＴＭ−Ｂ系磁石に期待されている特
性が十分に発揮されるには至っていない。

第２の方法は急冷薄片を作った後熱可塑性樹脂等を用い
てボンド磁石とする方法であり、上記欠点を伴なわない
代り、■生産性が低い、■原理的に等方性磁石しか得ら
れず、従って残留磁束密度と保磁力の積で示される最大
エネルギー積［以下（ＢＨ）□。で表わす］が低く、角
形性も良くない、といった欠点が生じる。そこで積極的
に異方性化するための手段として、急冷薄片を２段階ホ
ットプレス処理（機械的配向処理）に付すことも考えら
れた。しかし生産性が更に低いものとなるため、量産の
必要性を考えると現実的な方法ではない。

そこで第３の方法上して、鋳造された合金に熱間圧延を
加え、結晶粒の微細化を達成して保磁力の増大を実現す
ると共に、結晶軸を特定の方向に並べて磁気的な異方化
を画るという手段が開発された。ところで通常の圧延方
法では、圧下された鋳塊の一部は板幅方向にも展延され
るが、板幅方向両側からの拘束が無いため、展延された
板幅両端側では十分な密度が得られず、また結晶軸の配
向が不完全となる。従ってこの方法を採用したからとい
って、直ちに板幅方向全体に亘って磁気的異方性が得ら
れる訳ではない。しかも上記の様な通常の熱間圧延条件
によって所望程度までの結晶軸配向を形成しようとすれ
ば、相当の強加工を行なわなければならず、従ってこれ
に対応し得る加工性を備えた素材が要求されるという点
から希土類磁石の合金組成が大きく制限されるという問
題もあった。

［発明が解決しようとする課題］ そこで合金鋳塊の圧延に際して合金鋳塊を板幅方向の左
右から拘束し、圧延外力を受けたときに合金鋳塊が板幅
方向に展延されるのを防止することを考えた。この様に
すれば圧延外力を受けて板厚方向に圧下される合金鋳塊
は、その圧下による体積減少分の殆んど全てを長手方向
に展延する形で逃がし、その逃がされた合金鋳塊は順次
圧延外力を受けて同じ様に圧延されていく、こうして圧
延が完了した状態を圧延前の合金鋳塊と比較すると、板
厚方向には圧延外力に応じた圧下が行なわれているが、
板幅方向には両側から拘束力が作用している為非常にわ
ずかな展延を示すに過ぎず、結局横断面は厚みの減少と
いう形で面積の減少を招き、その減少分はほとんど全て
を長手方向への伸長という形でバランスをとる。

この様な圧延によって得られる長尺板材は、板幅方向は
勿論のこと、長手方向においても良好な結晶軸配向性が
得られ、幅方向及び長さ方向全体に亘って磁気異方性を
示す。

しかしながら上記構想に基づいて圧延を行なうにしても
、合金鋳塊の圧延によって結晶粒を微細化して保磁力の
向上に努めると共に、機械的配向による磁気的異方性の
向上を図るには、鋳塊中に液相を形成するほどの高熱条
件の下で熱間圧延を行なう必要がある。しかしながらこ
の様な高熱を与え合金鋳塊を言わば半溶融状態にして熱
間圧延を行なおうとすれば、合金鋳塊が圧延ロールの表
面に融着し、操業不能に至る。そこで合金鋳塊をそれよ
りは高融点の素材からなる金属カプセルに封入して両者
を分離しておくことが考えられた。

ところが今度は合金鋳塊の融液が金属カプセルの内表面
に融着し、更に合金成分の拡散等が起こって合金鋳塊と
金属カプセルが一体化するという問題が生じてくる。こ
の様な一体化が生じると、■圧延終了後に両者を分割す
ることができず、機械加工による切断で分離する必要が
生じるため切断ロスによる歩留り低下を招いたり、■上
記拡散による物性変化の為に金属カプセルの割れを招い
て内部の半溶融合金鋳塊の一部が飛び出したり、或は■
合金鋳塊の方が合金組成の希釈を受けて表面割れを生じ
、割れ片が金属カプセル側に付着し、更に該割れ部分の
除去の為に希土類磁石の切削加工を行なうことなどによ
る歩留り低下を招き、更には■割れが顕著になったとき
は不良品として再溶融にまわさなければならない、等と
いった多くの欠点が生じる。

さらに金属カプセル内に合金鋳塊を封入して熱間圧延す
る場合においても、圧延ロールへのかみこみ開始から定
常圧延状態に至るまで、の圧延トップ部分は圧延状態が
不安定であり、この部分では所望の圧延組織を得ること
ができない。

本発明はこの様な事情に着目してなされたものであって
、金属カプセルを用いる熱間圧延において上記の様な不
都合を生じない技術的要件を探索して完成されたもので
ある。

［課題を解決する為の手段］ 上記研究の結果完成された本発明の方法は、少なくとも
希土類元素、１穆元素およびＢを必須成分として含有す
る合金鋳塊を、潤滑剤を介して金属カプセル内に封入し
、該金属カプセルに対して幅方向からの拘束を加えつつ
圧延温度を８５０〜１１５０℃として前記合金鋳塊を液
相を含む状態として熱間圧延を行なうと共に、このとき
総加工率が３０％以上となる様に２パス以上の熱間圧延
を施すこととし、更に金属カプセルの圧延トップ部の長
さを、下式（１）で表わされることを必須の構成要件と
するものである。これによって前記したような諸々の不
都合を生じずに高配向性合金組織を形成することに成功
し、ここに提供されるＲＥ−ＴＭ−Ｂ系磁石は優れた磁
気的特性を発揮する。

ｔ、＝ｆｒ７丁　　　　　　　　・・・（１）Ｒ：圧延
ロール半径（ｍｍ） ΔＨ：圧下量（ｍｍ） ［作用］ 本発明のＲＥ−ＴＭ−Ｂ系磁石を構成する合金組成につ
いて説明する。

まず希土類元素としては、Ｙの他、Ｌａ。

Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ。

Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、ＹｂおよびＬｕといっ
たランタノイド系希土類元素が汎用されるが、必要であ
ればアクチイド系元素を利用することもでき、これらの
中から選択される１種または２種以上を組合わせて用い
る。これらのうち特に好適なものはＰｒ、Ｃａ、Ｎｄ等
である。

遷移元素としては、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ等の特に鉄族元素
が利用される。

ＲＥ−ＴＭ−Ｂの３元系合金を本発明の対象合金とする
場合における各元素の組成比については格別の限定を受
けないが、−数的には下記の基準に従って選定すること
が推奨される。

希土類元素は８〜２５原子％が適当であり、８原子％未
満では上記３元系永久磁石における主相ＲＥ　２−　Ｔ
　Ｍ　１４−　Ｂ　（原子比、例えばＰｒｙＦｅ＋４Ｂ
）を形成することができず、α鉄と同一構造の立方晶組
織となって良好な磁気的特性は得られない、また熱間加
工性が低下し、熱間圧延時に割れを生じ易くなる。一方
上限については２５原子％を超えると非磁性相の量が多
過ぎて良好な磁気的特性を発揮することができなくなる
。

遷移元素は磁性相形成にとって必須の元素であって、６
５〜９０原子％が適当であり、６５％未満では非磁性相
の量が不足する。一方９０原子％を超えると、希土類元
素の量が減少し、希土類元素の説明で述べた様な欠点が
露呈してくる。尚遷移元素のうち最も代表的なものはＦ
ｅであるが、ＣＯを併用するとキュリー点の向上効果が
得られる。

Ｂは２〜１０原子％が好ましく、２％未満では菱面体の
ＲＥ−ＴＭ系になるため高保磁力を得るには至らない、
他方上限については、鋳造−熱間圧延プロセスにおいて
良好な加工性を示し、またその結果として良好な磁気特
性を発揮させる為の制限から１０％を目安とすれば良い
。

本発明の希土類磁石は上記３元系の中から夫々１種ずつ
選んだ３元系合金が代表的であるが、希土類元素の群か
ら２種以上を選んだもの（例えばＰｒとＮｄの２者組合
わせ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄの３者組合わせ等）、或は遷移
元素の群から２種以上を選んだもの（例えばＦｅとＣＯ
の２者組合わせ等）を適宜組合わせた４元系、５元系、
・・・といった多元系永久磁石も本発明の範囲に含まれ
る。

また上記ＲＥ−ＴＭ−Ｂ系に対して第４の元素、例えば
ＣｕやＡｇを配合したものは、保磁力や角形性が一層向
上し、（ＢＨ）ｌ１１．ｘの改善が認められる。また塑
性加工性も向上するため磁気的異方性において更に優れ
たものが得られ、従フてＲＥ−ＴＭ−Ｂ−Ｃｕ系やＲＥ
−ＴＭ−Ｂ−Ａｇ系等も本発明の通用によって優れた異
方性磁石を提供するので、この様なものも本発明の範囲
に包含される。

また上記以外に更にＡ１やＳｔ等を含むこともでき、残
留磁束密度を低下させない限度の少量添加によって保磁
力の向上に努めるのも良い。

上記の様な組成からなる合金鋳塊は金属カプセルに収納
されるが、本発明の熱間圧延は前記合金鋳塊中に液相を
生成する程の高温で行なわれることに鑑み、金属カプセ
ルとしては、合金鋳塊より高融点の材料、例えば融点６
００℃以上の軟鋼、構造用鋼、更にはステンレス鋼等が
使用される。

合金鋳塊を金属カプセルに封入するに当たっては、合金
鋳塊と金属カプセルの接触界面に潤滑剤を介在させるも
のとする。潤滑剤としてはガラス系各種潤滑剤、窒化硼
素、アルミナ、サイアロン、ジルコニアの如く高熱下に
おいても安定してその作用を発揮するものが望まれるが
、液相を含む半溶融状態になった合金鋳塊と金属カプセ
ルを熱延条件下において一体化させない様に防護作用を
発揮するものであれば全て本発明に適用される。

本発明の熱間圧延に際しては上記の様に構成された合金
鋳塊封入金属カプセルを圧延ロール間に挿入するが、金
属カプセルのＷ／Ｔ比（後記第５図参照）を１．０以上
としておけば、該カプセル内に封入された合金鋳塊は金
属カプセル外皮によって幅方向両側から拘束を受けた状
態で圧延され、本発明の目的が達成される。尚金属カプ
セルの幅方向両側に適切な障害物を挿入して金属カプセ
ルの板幅方向への圧延拡張を阻止したり、或は第１図の
如き溝付きの雄雌ロールを用いる方法、各ロールの軸方
向断霞形状を１字状としてそれらを互い違いに対向させ
、その間に形成された腔部に金属カプセルを押込んで圧
延する方法等が採用されるが、拘束方法の如何は本発明
を制限するものではない。

尚熱間圧延に際しては、第１図に示す様な圧延ロールを
用いた。即ちこの圧延ロールは外周に環状溝２ａ、２ｂ
が形成された雌型ロール１ａと、上記環状溝２ａ、２ｂ
に密に嵌合する環状突部３ａ、３ｂを有する雄型ロール
１ｂとから成り、上記環状溝２ａ、２ｂと環状突部３ａ
、３ｂで形成される閉式ボックス孔型に金属カプセル５
を挿入して熱間圧延した。

熱間圧延を実施する場合の圧延温度は、圧延スケジュー
ルを考慮して適宜定めれば良いが、下限温度は前に述べ
た理由によって合金鋳塊中に液相を生成させる必要があ
るところから、８５０℃以上としなければならない、即
ち８５０℃未満の温度で圧延しても、第２図に示す如く
、保磁力及び残留磁束密度とも不十分で希土類磁石を永
久磁石として使用することに不満が残る。

一方上限については上述の如く圧延スケジュールによフ
て定めることが望まれ、１パスの圧延毎に再加熱して熱
延温度の定常化を図る場合（以下多ヒート・多パスと言
う）は第２図の通り保磁力が減少する傾向があることか
ら１０００℃程度を上限と定めるべきであり、一方圧延
を始める前に一度加熱した後は多段パスの間再加熱しな
い様な場合（以下１ヒート・多パスと言う）は、パス数
が増えるにつれて後段パスでの変形抵抗が過大になるの
で、予め高温に加熱しておかなければならず、また第２
図の・印（１ヒート多パスのときのデータ）に示す通り
、保磁力の減少度合が、多ヒート多ハスの場合（０印）
に比して少ないのでこの場合の上限は１１５０℃程度と
考えるべきである。尚多ヒート・多パスのときは１パス
毎に金属カプセルを再加熱しており、■圧延抵抗が少な
い、■圧延効果が安定する、といりた利点を有するが、
生産性に劣るという欠点がある。これに対し１ヒート・
多パスのときは上記■、■の効果は若干低下するが、所
謂リバース圧延によって速やかに所望の多パスを完了す
ることができるので、熱延前の温度をやや高めに設定し
ておけば熱延スケジュールの後段になっても希望の圧延
温度を維持することができ、且つ優れた生産性を発揮す
ることができる。尚パス数は多ヒート・多パス及び１ヒ
ート・多パスのいずれにおいても少なくとも２パス以上
であることが望まれる。パス数の上限については特に限
定されず、希望の板厚に到達し得るパス数で熱間圧延を
終了すれば良い。

上記説明における多パス圧延は、圧延装置に対して金属
カプセルを常にひとつの方向から導く一方向圧延方式と
、各パス毎に交互に往復させる所謂リバース圧延の両方
を含むが、第３図はこれら両者の良否を比較したもので
ある。第３図において横軸は圧延材の長手方向位置を示
しく図の左側は一方向圧延におけるトップ部、右側はボ
トム部である。従つてリバース圧延の場合はトップ部、
ボトム部の区別は無い、）、縦軸は各位置からサンプリ
ングした試料片について測定したエネルギー積［（ＢＨ
）、□］を示す（１パス当たりの圧延加工率が３０％で
４パスした場合）。ここで（ＢＨ）＋ｍａｘ　−２０Ｍ
ＧＯｅを品質基準ラインと考えると、両方式とも圧延材
の両端に磁気特性の悪い部分が認められ、この部分は品
質不良として歩留りの低下原因となるが、特に一方向圧
延方式ではボトム部に相当長い品質不良部が発生してお
り、歩留りという点からすればリバース方式の方が有利
であることが分かる。

次に熱間圧延による圧下率は、希望板厚に到達するまで
という観点から定めるのでなく、第４図に示す如く圧延
総加工率が３０％を超えることによってエネルギー積［
（ＢＨ）、、、］が永久磁石としての最低希望値（１５
ＭＧＯｅ）を超え、且つ保磁力ｉＨｃも永久磁石として
十分に高い値（５ＫＯｅ）を超えるという観点から３０
％を下限と定めた。尚第４図に見られる如く、より好ま
しいのは総加工率が５０％を超えることであり、特に多
パスのうち少なくとも１パスは３０％を超える様な加工
を施しておくことが望まれる。尚第４図は多ヒート・多
パスをＯ印と０印で示しく各ヒート毎の再加熱温度は１
０．５０℃）、１ヒート・多パスを・印と■印で示した
（圧延前の加熱温度は１０５０℃であり、リバース圧延
とした）。

またＱ印と・印は（Ｂ　Ｈ）　、ｌｌ１ｌを示し、０印
と■印はｉＨｃを示しており、多ヒート・多パス方式に
比べて１ヒート・多パス方式の方が優れた磁気特性を与
える傾向にあることが分かる。

次に熱間圧延終了後の冷却条件であるが、急速冷却を施
すと圧延材に割れが発生する。特に割れの発生を招くの
は７００℃から２００℃に至る間の冷却区間であり、こ
の冷却区間を２．４゜８．８．１０℃／ｍ１ｎの各冷却
速度で冷却したときの割れを観察したところ第５図に示
す様な結果が得られた。即ち第５図は合金鋳塊４の厚み
Ｔ、並びに金属カプセル５の上側および下側厚みｔ（い
ずれも熱間圧延前の寸法）の比（ｔ／Ｔ）を種々設定し
て熱間圧延後の割れの有無を調べたものである。第５図
には割れの無いときをＱ印、割れの有るときをｘ印で示
し、０印とｘ印の境界線を実線で表わしたが、冷却速度
が１０℃／ｍｉｎを超えると前記境界線は急激に右上り
になっており、割れ防止の為には（ｔ／Ｔ）を０．５以
上にする必要が生じてくる。しかるに（ｔ　／　Ｔ　、
）が０．５を超えることは圧延方向に相当厚さの壁を備
えた金属カプセルを使用しなければならないことを意味
し、このことは生産性を著しく悪化させる。これに対し
１０℃／ｎ＋ｉｎ以下の冷却速度では前記境界線が（ｔ
／Ｔ）−０，２〜０．３の範囲にあり、割れの発生を防
止する為に必要な金属カプセルの壁厚は比較的薄めであ
っても良いことが分かる。

上記の事実から、熱間圧延終了後の冷却工程中に起こり
得る圧延材の割れは０７００℃→２００℃の冷却区間の
冷却速度を１０℃／ｒｎｉｎ以下の徐冷とすることによ
って防止されること、また■金属カプセルの板厚（１）
を合金鋳塊（Ｔ）の２０％以上とすることによって防止
されること、という２つの事実が確認された。

次に幅広がりを拘束する為のカプセル合金鋳塊自身の寸
法構成について説明する。この場合、鋳塊寸法は任意で
ある。第６図は横軸にカプセルの板幅（Ｗ）と板厚（Ｔ
）の比（Ｗ／Ｔ）をとり、縦軸に封入される合金鋳塊の
エネルギー積［（ＢＨ）、、、］をとって両者の関係を
示したものであり、圧延温度をその都度９５０℃に調整
する多ヒート・多パス圧延（圧延総加工率ニア６％）を
施したときの（ＢＨ）、、、に対する影響を調べた。第
６図に示された結果から明白である様に、（Ｗ／Ｔ）比
が小さい領域では（ＢＨ）、□が余り大きくならず、（
Ｂ　Ｈ）　、、、を高める為には（Ｗ／Ｔ）比を大きく
することが必要であり、特に（ＢＨ）、□を２０ＭＧＯ
ｅ以上にしようとすれば（Ｗ／Ｔ）比を１．０以上、換
言すれば板厚よりも板幅が大きくなる様な形状にするこ
とが望まれる。即ち金属カプセルの横断面は正方形であ
っても長方形であっても良いが、長方形である場合には
長辺側が頂面と底面となる様に配置して圧延することが
推奨され、この条件を順守すれば圧延材は優れた磁気特
性を発揮する。もつとも本発明者らが上記条件の下で多
数の圧延試験を繰り返していたところ、（Ｗ／Ｔ）比が
１．５未満である場合には圧延材に割れを生じる頻度が
高いことを見出した。従って磁気特性の向上に加えて圧
延中の割れ事故を防ぐという希望条件を挙げる場合には
（Ｗ／Ｔ）比を１．５以上にすることが推奨されるとの
結論を得た。

ところで以上の様に圧延条件を好適に制御した場合でも
圧延トップ部分については圧延状態が不安定であり、当
該部分では高配向性の合金組織を得ることができず、磁
気特性に優れた磁石を得ることができない。例えば合金
組成がＰｒ＋４．ｓＦ　ｅｙａ、ａＢｓ、２Ｃｕ　ｒ、
ｓである合金鋳塊を、第７図（圧延トップ部の長さ方向
断面図）に示される様な金属カプセル（上・下側被覆厚
さが各々８．５ｍｍ　、圧延トップ側非充填部長さが６
５−）に封入して９５０℃の温度で圧延したときの圧延
長さ方向に見た（ＢＨ）、、つを調べたところ第８図に
示す結果が得られた。

第８図から理解されるように合金鋳塊の最先端部は圧延
状態が不安定な領域にある為に配向性が十分に進行せず
、磁気材料の要求特性を満たさないので切断して廃棄し
なければならない。本発明者等はこうした事態に鑑みて
要求特性を満足する磁性材料を確実に製造するには金属
カプセルの圧延トップ部長さ（圧延トップ側の合金鋳塊
非充填部長さ）Ｌを十分長く設ける必要があると考える
に至った。向上記実験例は圧延トップ部長さしが短い例
であったが、反対にＬが長ずざるとカプセル材料のみを
無駄に圧延する部分が生じることになり、生産性の点で
問題がある。

そこで本発明者等は適正な圧延トップ部長さを圧延条件
に合わせて確実に設計することについて検討した結果、
圧延トップ部長さしを前記＜１）式を満足するように設
定することにより上記目的を達成するに至った（第７図
及び後記実施例１参照）。

即ち適正な圧延トップ部長さＬ（ａｍ）は圧延ロール半
径Ｒ（ｍｍ）と圧下量ΔＨの関数として求めることがで
き、これに従って圧延トップ部長さしを設定すれば高配
向性合金組織を有する希土類元素−遷移元素−Ｂ系磁石
を歩留りよく、高効率で製造することができる。

尚上記では圧延方向が一定である場合を想定して圧延ト
ップ部長さしを適正に定めたが、リバース圧延の場合に
は圧延終端側の合金鋳塊非充填部長さも同様に定めるこ
とが望まれる。

また合金鋳塊を封入した金属カプセルの圧延トップ部に
は、合金鋳塊外面と金属カプセル外部を連通ずるガス抜
き孔を設けることが望まれる。

即ち金属カプセル内には合金鋳塊を封入する際に合金鋳
塊と共に空気、水蒸気、潤滑剤からの発生ガスを巻き込
むことが多く、このガス成分が熱間圧延前の予熱段階で
膨張して熱間圧延中にカプセルを破損したり、潤滑剤を
酸化劣化させて、潤滑不良による合金鋳塊の割れを引き
起こす要因となる。そこで上記の如く圧延トップ部にガ
ス抜き孔を設けておき、予熱時に、膨張したガスを該ガ
ス抜き孔からカプセル外部へ放出させることが望まれる
訳である。尚圧延トップ部の該ガス抜き孔は熱間圧延時
にまず始めに圧下されて孔が封鎖されるので、液相がガ
ス抜き孔から系外へ流出する恐れはない。

尚本願出願人は先に特願昭６３−１５２９２３号として
金属カプセルの尾部に融液逃がし孔を形成してカプセル
の割れを防止する手段を出願したが、本願はガスに注目
して圧延前に前方へ放出し、先願は融液に注目して尾部
に逃がすものであり、両発明は相矛盾するものではない
。

これ迄の説明は金属カプセル内に１本の合金鋳塊を封入
して圧延する場合であったが、次に複数本の合金鋳塊を
１つのカプセル内に封入して一気に圧延する場合の実施
態様を述べる。

即ち複数本の合金鋳塊を幅方向及び／又は長さ方向に並
べて金属カプセル内に封入して圧延する方法であり、板
幅方向及び／又は長さ方向の隣接合金鋳塊同士の界面に
は、それらが圧延外力を受けて一体化するのを防止する
目的で前述の如き潤滑剤を介在させる場合と潤滑剤を介
在させずに各合金鋳塊を積極的に接合−株化させようと
する場合の２通りがある。前者の場合は複数本の圧延材
を同一圧延条件で一気に製造すると籾に採用され、圧延
製品の品質を均一化すると共に生産性の向上に寄与する
ことができ、後者の場合は複数本の合金鋳塊を一体化さ
せて大型の永久磁石を製造しようというときに利用され
る。

尚これらのいずれにおいても合金鋳塊を高さ方向に並べ
なかフたのは、先に第６図に関連して述べた如く、板厚
よりも板幅の方が大きくなる様な向き［（Ｗ／Ｔ）比が
１．０以上、より好ましくは１．５以上］にして磁気エ
ネルギーを向上すると共に、圧延時の割れを防止したい
という理由によるものである。また上記各説明では隣接
合金鋳塊同士の間に潤滑剤を配合するか否かの２通りに
ついて述べたが、合金鋳塊の外表面と金属カプセルの内
表面が接する界面には、これらの−株化による前記色々
な不都合を回避する為に潤滑剤を介在させておくことが
望まれる。

上記実施態様のうち、複数本の合金鋳塊を潤滑剤を介さ
ずに長手方向に並べて圧延する方法は長尺の圧延材を製
作する手段として有用であり、また潤滑剤を介さずに板
幅方向に並べて圧延する方法は広幅の圧延材を製作する
手段として有用である、尚後者の方法では複数本の合金
鋳塊を僚用して広幅の圧延材を製作するものであったが
、本の合金鋳塊を用いる場合であっても、合金鋳塊を圧
延ロールに対して長手方向にのみ通過させるのではなく
、少なくとも１回は板幅方向に通過させて圧延する様に
すれば、板幅方向に展廻され、従って広幅の圧延材を製
造することが可能となる０以上の通りであるから、合金
鋳塊として元々広幅のものを鋳造することができるなら
ばこの方法を応用することによって平面視が正方形状若
しくは略正方形状の永久磁石を製造することも可能とな
るのである。

［実施例］ 実施例１ 第１表に示す組成の鋳塊を製造した。

第 表 この鋳塊を第９図に示す切断線Ｓに沿って切断し、複数
本の合金鋳塊４を得た。カプセルの寸法は下記の通りで
あり、鋳塊における柱状晶Ｐの形成方向は図中に示した
通りである。括弧内は鋳塊寸法を示す。

８８ｍｍ’　ｘ５６ｍｍ”　ｘ２５０ｏｍＬ（Ｗ／Ｔ−
１，５７）この鋳塊の外表面に窒化硼素を塗布した後、
５ｔｏｃ製の金属カプセル５に封入し第１０図に示す様
な圧延用素材を形成した。尚圧延トップ部長さＬ：６５
ｍｍ、金属カプセル５の上下の各板厚ｔは８　、　！Ｌ
、ｔｐ　ｍとし、第１パスの圧下量　１（：１Ｂｍｍと
した（ｔ／Ｔ−０，２２４）　、この金属カプセルを２
群に分け、第１群は９５０℃に加熱後、１パスの圧下率
は３０〜３５％に相当し、各パス間で９５０℃に再加熱
しつつ数パスの熱間圧延を行ない、第２群は各パス間の
再加熱なしに他は第１群と同様にして数パスの熱間圧延
を行なフな、各群とも熱間圧延パス数１〜４のものにつ
いて、夫々磁気的性能を調べることとした。従って夫々
の所定パス数を終えた圧延材は、各パス終了後約１℃／
ｍｉｎの速度で冷却し、常温に到達した後で金属カプセ
ルを剥離して供試圧延材を取り出すこととした。圧延材
の寸法は下記の通りであった。括弧内は合金圧延材の寸
法を示す。

１０５ｍｍ’　ｘ　１３ｍｍ”　ｘ　８００ｍｍ’パス
数の増大につれて圧延総加工率は増大するが、圧延総加
工率と（ＢＨ）ｌ−□の関係は先に示した第４図の通り
であった。

実施例２ 実施例１に準じて第１０図のｔ／Ｔを０．１５〜０．５
の範囲内で種々変えた金属カプセル封入体を準備し、熱
間圧延終了後の冷却速度を変更して圧延材の割れの有無
を調べた。その結果は先に示した第４図の通りであった
。

実施例３ 実施例１に準じて第９図のＷ／Ｔを０．５〜２．０の範
囲内で種々変えた試験鋳片を切り出し、同様の圧延を行
なった。ここでは全試験鋳片とも４パスとし、圧延総加
工率は７６％とし、他の条件は実施例１と同じとした。

Ｗ／Ｔと（ＢＨ）、、つの関係は先に述べた第６図の通
りであった。

［発明の効果］ 本発明は上記の様に構成されているので、磁気特性の優
れた希土類元素磁石を安定して生産することができる様
になった。

【図面の簡単な説明】

第１図は板幅方向から拘束して圧延を行なうときの一例
を示す実施例図、第２図は圧延温度と磁気性能の関係を
示すグラフ１、第３図は合金鋳塊を長手方向に見たとき
の各部位における磁気特性を調べたグラフ、第４図は圧
延総加工率と（Ｂ）（）□８との関係を示すグラフ、第
５図は合金鋳塊の板厚と金属カプセルの肉厚の比率によ
る熱延後冷却速度と割れの関係を示すグラフ、第６図は
合金鋳塊の板幅と板厚の比による磁気特性への影響を示
すグラフ、第７図は金属カプセル形状及び圧延状態を示
す説明図、第８図は圧延トップ部側の長さ方向に見た磁
気特性分布を示すグラフである。第９図は鋳造片の切断
線を示す斜視図、第１０図は金属カプセル内に合金鋳塊
を封入したときの概念を示す斜視断面図である。 第１

Claims (9)

【特許請求の範囲】
1. （１）少なくとも希土類元素，遷移元素およびＢを必須
   成分として含有する合金鋳塊を、潤滑剤を介して金属カ
   プセル内に封入し、該金属カプセルに対して幅方向から
   の拘束を加えつつ圧延温度を７５０〜１１５０℃として
   前記合金鋳塊を液相を含む状態として熱間圧延を行ない
   、且つこのとき総加工率が３０％以上となる様に２パス
   以上の熱間圧延を施すこととし、更に金属カプセルの圧
   延トップ部の長さを、下式で表わされるＬ以上の長さと
   することにより、高配向性合金組織を形成することを特
   徴とする磁気特性の優れた希土類元素−遷移元素−Ｂ系
   磁石の製造方法。 Ｌ＝√（Ｒ・ΔＨ） Ｒ：圧延ロール半径（ｍｍ） ΔＨ：圧下量（ｍｍ）
2. （２）金属カプセルの圧延トップ部に、収納された合金
   鋳塊の外面に連通するガス抜き穴を形成する請求項（１
   ）記載の製造方法。
3. （３）金属カプセルは熱間圧延に先立って加熱した後は
   、熱間圧延のパス間での加熱を行なわない請求項（１）
   記載の製造方法。
4. （４）熱間圧延をリバース圧延によって行なう請求項（
   １）又は（２）記載の製造方法。
5. （５）２パス以上行なう熱間圧延のうち、少なくとも１
   回は１パス当たり３０％以上の加工率で行なう請求項（
   １）〜（４）のいずれかに記載の製造方法。
6. （６）２パス以上行なう熱間圧延のうち、少なくとも１
   回は他のパスにおける圧延方向に対して水平面内で９０
   度交差する方向に行なう請求項（１）〜（５）のいずれ
   かに記載の製造方法。
7. （７）所定パス数の熱間圧延終了後は、７００℃から２
   ００℃迄を１０℃／ｍｉｎ以下の冷却速度で徐冷する請
   求項（１）〜（６）のいずれかに記載の製造方法。
8. （８）金属カプセルの［板幅／板厚］比を１．０以上と
   する請求項（１）〜（７）のいずれかに記載の製造方法
   。
9. （９）金属カプセルの板厚が合金鋳塊板厚の２０％以上
   である請求項（１）〜（８）のいずれかに記載の製造方
   法。